高强贝氏体和马氏体焊接结构厚板研究方向

chenjun06 · 发表于 2011-7-13 23:58:25

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1．前言
　　近年，随着大型焊接结构件成品、结构设计与生产技术集约化的发展，对钢板力学性能与材料均匀性的要求越来越高。因此，满足高强韧、高成型性厚板综合性能，是宽厚板制造业今后的研究方向。
　　本文介绍日本JFE钢铁公司贝氏体、马氏体焊接结构厚板生产工艺。
　　随着在线加速冷却技术显著进步，大幅增加了高强厚板生产量。首先，介绍不需离线热处理生产570MPa级高性能厚板组织控制技术。其次，介绍屈服强度ReH≥680MPa、抗拉强度Rm≥770MPa超高强X100管线钢性能要求及显微组织控制技术，概述贝氏体组织控制应用现状。最后，介绍综合性能优异的焊接结构材料组织控制。
　　2.高性能结构厚板开发现状
　　图1为近30年来，造船、建筑、桥梁高强结构钢板生产发展史。20世纪80年代前，X70管线钢生产工艺以离线的常化与淬火、回火调质热处理为主，400～490MPa钢级采用控制轧制。1985年后，包括YP390、YP460船板和X70～X80管线钢在广泛采用热机轧制+加速冷却或直接淬火（TMCP+ACC/DQ-T）工艺。21世纪初，厚板生产线增加在线热处理（HOP）装置，用TMCP+ACC/DQ-T+HOP工艺生产X100～X120超高强管线钢。
　　近年来，普遍将400～490MPa钢级用于船板和管线用途。2006年来，大型集装箱船采用YP460（屈服强度460MPa）超大热输入量焊接船板；管线采用屈服强度ReH≥680MPa、抗拉强度Rm≥770MPa的X100和屈服强度ReH≥816Pa、抗拉强度Rm≥960MPa的X120厚板。
　　随着冶金与焊接工艺技术进步，船舶、桥梁、建筑与石油管线焊接施工，以往采用低强钢板改用高强特厚板场所明显增加。
　　在高强度作业背景下，通过增加超大型集装箱船和管线输送高压化，达到增加集装箱船运量和天然气输气量。LPG、VLCC、LNG船均采用特大型船体，增加海运量。因此，从过去采用低强钢场所改为特厚钢板和焊接施工对成本有所增加。但船舶和石油天然气管线采用高强韧性、高成型性焊接结构厚板，节省材料，降低生产与运行总成本。敷设管线X120比X65（抗拉强度Rm≥550MPa）屈强比降低10%，约节省50%材料。
　　高强船板和天然气管线经济性，受生产条件制约，采用控制轧制和加速冷却钢材，以贝氏体组织为主，毋须常化热处理。
　　以往建筑、桥梁普遍采用400～490MPa钢级，自本世纪来，高层建筑与跨海桥梁普遍采用SN570和SM570钢板，扩大适用范围。从离线（DQ淬火）工艺改为在线（ACC/DQ-T）生产工艺，达到既增加生产量，又降低生产成本。
　　20世纪90年代前，抗拉强度780MPa（80kg）和960MPa（100kg）级桥梁、压力钢管和挖掘机工程机械钢板用离线淬火、回火（Q-T）工艺。从90年代起，这些高强钢板作为适用在线直接淬火技术研究的对象。通过直接淬火，得到马氏体显微组织，满足高强钢板性能要求。因此，可以确立高强度和高韧性贝氏体组织的材料控制技术，可作为今后重要课题。
　　3.抗拉强度570MPa在线组织控制技术
　　3.1低碳贝氏体钢及其高韧化
　　以在线组织控制技术，开发屈服强度570MPa贝氏体高韧性钢作为实例。含C量约0.02%，经加入适量Nb、B合金元素，进行成分调整，生产抗拉强度Rm为570MPa级高强韧性超低碳贝氏体钢。终轧温度900℃，经ACC/DQ装置始冷温度580～650℃，终冷温度470～600℃及8～1200s条件下，加速冷却。冷却速率极宽范围，相变为超低碳贝氏体组织。
　　贝氏体硬度与冷却速率相关，但加速冷却后的硬度值不变。焊接性能对钢板的生产工艺条件与轧后冷却变化不敏感，在各种焊接条件下，相组织与性能变化不大。因此，75mm特厚贝氏体钢板不需热处理。通过观察检查高韧低碳贝氏体钢母材，可见低碳贝氏体钢组织形貌及其分布对性能的影响。
　　硬相与软相3阶段模型应力-应变曲线关系如图2所示。第1阶段，软相与硬相均弹性变形；第2阶段，软相塑性变形，硬相延续弹性变形；第3阶段，软相与硬相均塑性变形。
　　当施加轴向应力A33达到软相的屈服强度σy′，软相开始塑性变形。双相钢宏观屈服应力等于σy′。软相继续塑性变形，增加双相界面的突发不连续塑性变形。内应力作用进一步阻碍软相的塑性变形，使硬相的屈服应力σA33突发为不连续塑性变形。用微观力学模型研究铁素体-珠光体、铁素体-贝氏体和铁素体-马氏体双相钢的硬相与软相间强度差和软相体积百分率。铁素体为软相，贝氏体和马氏体为硬相。对第2阶段应变硬化指数n值分析，表明随着增加硬相与软相之间强度差及增加硬相的体积百分率而增加应变硬化指数n值。其中，铁素体-珠光体双相钢n值最低，铁素体-贝氏体双相钢n值适中，而铁素体-马氏体双相钢n值最高。
　　图3为始轧温度分别在γ再结晶区1250和1050℃，和终轧温度950℃，总压缩比2.5(压下率60%)相同情况下，可清晰观察到随着降低轧制温度，而细化γ再结晶晶粒；未再结晶温度区中轧制，加大压下率也可细化贝氏体晶粒，达到改善韧性目的。对贝氏体相变、相变组织变化及变质奥氏体的影响，可作为今后控制贝氏体组织的课题。
　　3.2贝氏体及第2相组织对力学性能影响
　　铁素体-10%马氏体双相钢n值与铁素体—30%贝氏体双相钢n值相同。当铁素体-贝氏体钢中贝氏体百分率＞30%，可得到应变硬化指数n＞0.1。
　　贝氏体团和贝氏体—铁素体基体组织（Bainitic Ferrite
Matrix）间残留奥氏体相变为马氏体，形成MA组元（马氏体-奥氏体）第2相。
　　受到加速冷却条件的影响，第2相组织会对机械性能起到不同影响。加速冷却的终冷温度越低，MA（马氏体一奥氏体组元）面积率越小，晶粒越细。
　　为保证管线安定性，避免正常运行管线突然发生断裂，及一旦发生断裂而止裂扩展路径，采用Battelle（巴特尔）止裂V型夏比冲击韧性公式：
　　CVN=2.38×10-5σH2（Rt）1/3
　　式中，CVN—2/3尺寸夏比冲击韧性值，J；σH—环向应力，MPa；R—钢管半径（管线钢板宽度/2π），mm；t—钢管壁厚（管线钢板厚度），mm。
　　图4为夏比V型冲击试样裂纹路径区域的SEM（扫描电镜）照片，可见试样的铁素体与MA相界面上，粗大MA是造成裂缝发展的根本原因。第2相的组织直接影响机械性能。
　　研究表明，不大于4μm弥散的MA组元对双相管线钢不会导致韧性恶化。MA组元会影响应变强化。正确定量评估第2相组织对屈服强度、加工强化及韧性破坏作用，应留作今后应解决的课题。
　　采用TMCP+ACC/DQ工艺，可获得稳态高韧性、焊接性高强管线钢板。高冷却速率相变提高强度，且相变产生具有高韧性细晶组织。减少合金元素获得高强韧性宽厚钢板具有显著经济效益。
　　为获得高成型性铁素体-贝氏体显微组织管线钢板，需要精确控制ACC阶段温度。同时，用低组分保证高强度钢板的力学性能均匀性。
　　JFE钢铁公司用TMCP+ACC/DQ+HOP工艺生产X100、X120高成型性管线钢。HOP装置为螺管状感应加热器，位于Super-OLAC装置后，紧靠热矫机之前。钢板经ACC加速冷却和HOP感应线圈中加热，在同一时间控制相变、碳化物沉淀及形成第2相组织，弥散碳化物达到沉淀硬化效果。
　　HOP工艺最显著特点之一就是靠极细碳化物获得沉淀硬化。图5为HOP工艺生产过程钢板温度分布示意图。纳米级微粒分为有序和无序两类沉淀形貌。贝氏体相变过程期间结束加速冷却，出现贝氏体和未相变奥氏体。HOP装置内的即时加热未相变奥氏体，促使铁素体相变。在奥氏体与铁素体相变界面形成有序的弥散碳化物沉淀。同时，在贝氏体相中发生随机碳化物沉淀。
　　通常认为，MA碳化物沉淀降低溶质碳化物对材料性能有害。但HOP工艺能控制MA组元。通过ACC与HOP共同作用形成的MA组元，在铁素体形成期间抑止碳的富集，而对材料性能有利无害。
　　4. X100～X120管线钢组织控制
　　在地震与高寒区架构大塑性变形管线必须具备足够的抗压曲能力。采用塑性应变设计法，增大管径及壁厚比D/t比，来降低压曲应变能力。大地应变场越大，所需钢管的管壁越厚。
　　通常高强材料均匀延伸率较低，成型性较差。而经显微组织优化的铁素体-贝氏体双相钢和贝氏体-MA组元双相钢，都具备高抗屈压和抗基础位移诱发大应变的性能。超远距离天然气管线倾向于采用加长管线的经济设计，是以加大管线输送压力为前提。天然气高强管线需同时具备抑止脆性破坏及延性破坏止裂性能。
　　通往高寒与地震区管线引入塑性设计，以满足高应变能和均匀延神率管线钢的技术条件。表1为X120管线钢机械性能要求。抗拉强度Rm≥930MPa与高强性能相关。用塑性设计的观点设计的X120管线钢技术条件，屈强比≤0.80，母材-30℃冲击吸收功约达250J，而均匀延伸率≥4%。
　    表1    X120管线钢机械性能要求
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屈服强度MPa  抗拉强度MPa  单向延伸率%  -20℃DWTT剪切区%，  -30℃吸收能，J
母材    HAZ
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≥816       ≥960       ≥4          ≥60          ≥200 ≥40
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　　采用软相与硬相合适组织的双相钢而获得高的应变能（及均匀延伸率）570MPa厚板。为达到改善570MPa厚板均匀延伸率的目的，采用与管线钢相同的组织控制进行生产。并观察X120微观组织。从光学显微镜观察组织及母相贝氏体组织和软质铁素体孔隙部分进行TEM（透射电镜）成像显示。感光白色部分对非铁素体部分用TEM转位处理，在上贝氏体组织中，贝氏体内部形成渗碳体。贝氏体与铁素体双相钢中，具有X120强度、屈强比＜0.80,均匀延伸率＞5%。超高强管线钢，均匀延伸率＞5%，相同情况下，X120比X65（抗拉强度550MPa）屈强比降低10%，约节省50%材料。
　　为获得高应变能，双相组织钢开发材料，软相、硬相要适当，在三维轴向主应力下，与钢板平面平行方向有止裂作用。X120双相钢吸收功约为250J，夏比冲击延性破坏区吸收功稍低。贝氏体单相钢冲击值要更低些。
　　因此，提出改善高强管线钢材质综合机械性能课题，超高强贝氏体钢应具备高应变能、高吸收功性能，对变形过程出现加工硬化进行定量描述，以此确立组织控制。
　　5. 高成型性双相钢
　　5.1铁素体-贝氏体
　　0.08C-0.25Si-1.5Mn-0.04N成分的铁素体-贝氏体双相组织受加速冷却条件影响。当加速冷却始冷温度＞Ar3，贝氏体体积百分率达100%；始冷温度＜Ar3。若加速冷却前的冷却过程已形成铁素体，那么加速冷却始冷温度会减少贝氏体体积百分率。
　　可见，加速冷却的开始温度＞Ar3，可获得贝氏体单相钢显微组织；加速冷却开始温度＜Ar3，可获得铁素体-贝氏体双相钢显微组织。
　　图6为开发X80～X120管线与传统管线的应力-应变曲线对比。由图可见，开发的管线都比传统管线钢屈强比（Y/T）低和应变硬化指数n值高。这清楚表明开发管线钢具备较高的均匀延伸率。对第2相强度分析，可知硬的第2相增加应变硬化指数n值，靠加速冷却状态达到增加铁素体-贝氏体钢中贝氏体硬度。当加速冷却温度＞560℃，加速冷却后再经空冷，贝氏体区内部形成渗碳体；加速冷却温度＜560℃，贝氏体相内形成MA组元，显著增加贝氏体相硬度，结果提高应变硬化指数n值。
　　用TMCP+ACC生产高成型性铁素体-贝氏体管线钢，须精确控制加速冷却工艺过程的状态、始冷与终冷温度。
　　5.2 贝氏体-MA组元
　　硬的第2相形貌双相钢显微组织的应变硬化指数n值高。为得到MA组元的双相钢显微组织，工艺包括3个阶段。
　　第1阶段：贝氏体相变终止前结束ACC，残留未相变奥氏体，显微组织为贝氏体和未相变奥氏体；第2阶段：HOP装置内加热，将贝氏体中的碳扩散到奥氏体中。经HOP加热后，残留奥氏体富集碳；第3阶段：空冷相变为MA组元。贝氏体—MA双相管线钢中，MA体积百分率与钢的化学成分、加速冷却及在线加热（HOP）相关。MA体积百分率≥5%，便可获得屈强比ReH/Rm≤80%。细微弥散MA组元贝氏体组织中，一定量MA体积百分率有助提高管线钢的成型性。
　　采用TMCP+ACC/DQ+HOP工艺，在ACC后立即在HOP加热，促使位错回复，扩散碳原子达到碳化物弥散沉淀效果。位错回复影响贝氏体相软化，而沉淀硬化能使贝氏体相软化最小化。用这种工艺形成MA，满足X100、X120高成型和高抗应变时效管线要求。图7为X120双相管线钢显微组织。强度满足技术条件，夏比冲击吸收功＞200J，纵向屈强比＜80%，完全适用于地震与高寒永冻土层的土壤地表位移对管线变形的要求。
　　6.扩大焊接结构钢适用课题
　　6.1 显微组织解析与控制
　　为研究双相钢显微组织结构，采用EBSD（电子背散射衍射）扫描显微分析技术，研究相变温度条件生成孔状贝氏体结晶学特征、加速条件及粒状贝氏体相变组织变化。在相变温度较高的上贝氏体中，选择特定变异体。在低温相变下，出现下贝氏体变异体中，依据K-S（Курдюмов-Sachs）关系，可观察到6种孪晶变异体。
　　在相变终止温度以下，铁素体钢板相邻晶格位差较小。近年来，随着EBSD设备装备水平迅速发展，比较容易显微组织解析，用显微组织对机械性能定量研究，进行高精度材料组织控制。研究报告通过试验，相邻贝氏体晶界间具有平行性的定量分析，相邻贝氏体晶界间各自保持良好的并行关系。
　　图8为变形贝氏体板条示意图。由贝氏体板条Ⅰ中的滑移系A与贝氏体板条Ⅱ中的滑移系B之间夹角θ，两相邻贝氏体构成平行镶嵌体，缓冲切变应力而达到期望的韧性值。显微组织解析及其对性能定量分析，可作为今后控制技术的研究课题。
　　6.2 铁素体-贝氏体与贝氏体-MA双相钢
　　提高HAZ（焊接热影响区）韧性，扩大高强铁素体-贝氏体与贝氏体-MA双相焊接结构钢的用途，也是开发高强焊接结构钢的重大课题。
　　具体课题包括：提高HAZ（焊接热影响区）韧性性能，γ晶粒细化机理控制，相变后最终组织细微机理控制。提出开发高强马氏体组织钢焊接金属，延迟H元素进入马氏体组织HAZ区以提高韧性的课题。
　　7.结语
　　本文介绍低碳超高强贝氏体管线要求的特点及组织控制技术。其次，介绍扩大焊接结构钢适用范围，作为定量分析研究课题。今后课题开展方向：
　　（1）定量分析评价有弥散第2相组织的贝氏体钢变形行为及加工硬化行为；
　　（2）解析显微组织及定量评估对机械性能影响，并确立显微组织控制技术；
　　（3）研究延迟H元素机理研究，提高裂纹止裂。
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